(57)【要約】      （修正有）【課題】面内異方性が小さく、イヤリングの発生が少なく打抜き性が良好な冷延鋼板および冷延焼鈍母板用として好適な熱延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：0.01〜0.05％を含み、Si、Mn、Al、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏを適正範囲に調整した鋼素材に、Ar３変態点以下の温度域で３パス以上かつ該温度域での累積圧下率を20〜90％、圧延終了温度を700〜850℃、巻取り温度を600〜800℃とする仕上圧延を施す。平均粒径：40〜60μmのフェライト相単相で、かつ、｛118｝〈110〉方位および｛115｝〈110〉方位のランダム強度比が10以上、｛111｝〈110〉方位および｛111｝〈121〉方位のランダム強度比が１以下の組織を有する熱延板とする。さらに、冷延−再結晶焼鈍を施すし、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位と、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の値を満足し、YSおよびｒ値の面内異方性が共に小さい冷延鋼板とする。【選択図】図１
2007291514.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.05％、                   Si：0.2％以下、
Mn：0.50％以下、                     Al：0.005〜0.10％、
Ｐ： 0.05％以下、                    Ｓ：0.05％以下、
Ｎ：0.01％以下、                     Ｏ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径が40〜60μmであるフェライト相単相で、かつ、｛118｝〈110〉および｛115｝〈110〉のランダム強度比がそれぞれ10以上、｛111｝〈110〉および｛111｝〈121〉のランダム強度比がそれぞれ１以下である組織と、を有することを特徴とする熱延鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.05％、Zr：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0050％を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の熱延鋼板。
【請求項５】
前記組織がさらに、｛110｝〈001〉のランダム強度比が２以下である組織であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の熱延鋼板。
【請求項６】
鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするに当り、
前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.01〜0.05％、                    Si：0.2％以下、
Mn：0.50％以下、                      Al：0.005〜0.10％、
Ｐ：0.05％以下、                      Ｓ：0.05％以下、
Ｎ：0.01％以下、                      Ｏ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、
前記仕上圧延を、Ar３変態点以下の温度域で少なくとも３パス以上かつ該温度域における累積圧下率が20〜90％で、圧延終了温度が700〜850℃、巻取り温度が600〜800℃である圧延とすることを特徴とする冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記仕上圧延において、仕上ミルスタンドの入側又は仕上ミルスタンド前段にて被圧延材の表面温度を一旦Ar３変態点以下まで冷却したのち、圧延することを特徴とする請求項６に記載の熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項６または請求項７に記載の熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.05％、Zr：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項６ないし請求項８のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0050％を含有する組成とすることを特徴とする請求項６ないし請求項９のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項１ないし５のいずれかに記載の熱延鋼板に、酸洗処理、冷間圧延および再結晶焼鈍を施してなる冷延鋼板であって、
｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘが5.0以下、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉のランダム強度比の算術平均Ｙが5.0以下であり、かつＸ／Ｙが1.0〜3.0を満足し、｜Δｒ｜が0.20以下、｜ΔYS｜が５MPa以下を満足することを特徴とする面内方性が小さい冷延鋼板。
【請求項１２】
鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、さらに酸洗処理、冷間圧延を施して冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板に再結晶焼鈍を施す冷延鋼板の製造方法において、
前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.01〜0.05％、                    Si：0.2％以下、
Mn：0.50％以下、                      Al：0.005〜0.10％、
Ｐ：0.05％以下、                      Ｓ：0.05％以下、
Ｎ：0.01％以下、                      Ｏ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、
前記仕上圧延を、Ar３変態点以下の温度域で少なくとも３パス以上かつ該温度域における累積圧下率が20〜90％で、圧延終了温度が700〜850℃、巻取り温度が600〜800℃である圧延とすることを特徴とする面内異方性が小さい冷延鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記仕上圧延において、仕上ミルスタンドの入側又は仕上ミルスタンド前段にて被圧延材の表面温度を一旦Ar３変態点以下まで冷却したのち、圧延することを特徴とする請求項１２に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記冷間圧延が、圧下率：50〜80％の冷間圧延とすることを特徴とする請求項１２または１３に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項１５】
前記再結晶焼鈍が、焼鈍温度：700〜900℃の焼鈍とすることを特徴とする請求項１２ないし１４のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項１６】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１２ないし１５のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項１７】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.05％、Zr：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１２ないし１６のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項１８】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0050％を含有する組成とすることを特徴とする請求項１２ないし１７のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、絞り成形後にピアス加工や打抜き加工等が施される、例えばリテーナー等の機械部品用として好適な冷延鋼板に係り、とくに絞り成形後にイヤリング発生が少なく、打抜き性に優れ、面内異方性が小さい冷延焼鈍板の母板用として好適な、熱延鋼板、およびそれらを使用して得られる冷延鋼板に関わる。
【背景技術】
【０００２】
冷延鋼板は、熱間圧延により製造された熱延板に冷間圧延および再結晶焼鈍を施して製造されるのが一般的である。冷延鋼板の成形性は、冷間圧延およびその後に施される再結晶焼鈍により種々変化することは、すでによく知られている。しかし、近年、冷延鋼板の成形性に及ぼす熱延板材質の影響も大きいことが判明し、冷延鋼板の成形性向上のために、熱延板の製造条件に関して、種々の検討が行われるようになってきた。
【０００３】
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：0.005％以下を含み、さらにMn、Ｓ、Al、Ｎの適正量と、さらにCu：0.020〜1.0％、Ｂ：0.0003〜0.005％を含むスラブに、1100〜950に加熱したのち、Cu含有量に関連する特定条件の圧延仕上げ温度範囲で熱間圧延を施し熱延板とし、該熱延板に冷間圧延および再結晶焼鈍を施す、深絞り性と表面性状に優れた面内異方性の小さい冷延鋼板の製造方法が提案されている。
【０００４】
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：0.005％以下を含み、さらにMn、Si、Ｐ、Ｓ、Alを適正量に調整し、さらにMg：0.0001〜0.01％、Ｏ：0.001〜0.01％、Ｎ：0.001〜0.01％を含有し、かつTi、Ｎ、Ｓが特定の関係を、Ti、Ｎ、ＳおよびＣが特定の関係をそれぞれ満足するように含む、深絞り性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板が提案されている。
【０００５】
特許文献１、特許文献２に記載された技術は、Ｃ：0.005％以下の極低炭素鋼を素材とし、その熱間圧延条件を限定することにより、深絞り性に優れた冷延鋼板を製造する方法である。特許文献１、特許文献２に記載された技術のように、素材として極低炭素鋼を使用した冷延鋼板では、打抜き端面にダレが生じ易く、例えばリテーナーのような打抜き加工部位が多い部品には、必ずしも適していないという問題があった。また、特許文献１、特許文献２に記載された技術では、母板である熱延板の集合組織について十分な検討がなされていないという問題もあった。
【０００６】
一方、面内異方性が小さく高ｒ値を有する加工性に優れた冷延鋼板を得るためには、再結晶焼鈍後のフェライト相の集合組織としてγ‐ファイバー、すなわち｛111｝集合組織を発達させることが望ましいとされている。この考え方に基づき、素材である熱延板のフェライト粒径を小さくし、冷間圧延−再結晶焼鈍においてフェライト結晶粒界から｛111｝集合組織を生じさせることにより、冷延鋼板の高ｒ値化を図る技術が、例えば、非特許文献１に記載されている。この非特許文献１に記載された技術は、γ域で仕上圧延したのち急冷することにより、フェライト粒を微細化させ、その後の冷延−再結晶焼鈍により、｛111｝集合組織を発達させることができるとしている。しかし、非特許文献１に記載された技術では、数10μm程度の比較的微細なフェライト粒しか得られず、最近の要求を満足できる程度に面内異方性を小さくすることはできないという問題があった。
【０００７】
また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：0.05％以下を含み、Si、Mn、Ｓ、Al、Ｎを特定範囲に調整した鋼片に、1200〜900℃の温度域で圧下率：30％以上の一次圧延と、1200〜900℃の温度域で所定時間保持する析出処理と、Ar3変態点を下回る温度域で合計圧下率30％以上の二次圧延と、Ac3変態点〜（Ac3変態点＋100℃）の温度域まで昇温し逆変態を生じさせる加熱処理と、さらに冷却し冷間圧延と再結晶焼鈍処理とを順次行う、高ｒ値を有し、面内異方性の小さい冷延鋼板の製造方法が提案されている。
【０００８】
また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：0.05％以下を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを特定範囲に調整し、さらにTi：0.005〜0.30％を含み、さらにＣ、Ｓの特定関係、およびTi、Ｃ、Ｎ、Ｓの特定関係を満足するように含む鋼片に、1200〜900℃の温度域で圧下率：30％以上の一次圧延と、あるいはさらに1150〜900℃で所定時間保持する析出処理と、さらに仕上温度を（Ar３変態点−50℃）〜（Ar３変態点＋200℃）とし、該温度域で合計圧下率30％以上とする二次圧延と、を施し、冷却して巻取ったのち、冷間圧延と再結晶焼鈍処理とを行う、面内異方性の小さい冷延鋼板の製造方法が提案されている。
【０００９】
特許文献３に記載された技術では、Ｃ：0.05％以下の低炭素アルミキルド鋼を用いて、大圧下圧延を含む一次圧延と析出処理とを施すことにより、一次圧延により導入された析出サイトに、炭化物および硫化物を迅速かつ円滑に析出して深絞り性を向上させるとともに、さらにαを含む組織に塑性加工を加えてからγに逆変態させたのち冷却し微細なフェライトを生成させることにより、粒径が10μmを下回るフェライト均一微細組織とすることができ、高ｒ値で、面内異方性、すなわち｜r max−r min｜が小さい、冷延鋼板が製造できるとしている。
【００１０】
特許文献４に記載された技術では、特許文献３と同様に、Ｃ：0.05％以下の低炭素アルミキルド鋼を用いて、大圧下圧延を含む一次圧延と、必要に応じて析出処理を施し、さらに大圧下圧延の二次圧延を施してオーステナイト粒を微細化するとともにオーステナイト粒中に転位密度を増大させて、冷却過程で微細なフェライトを生成させ、フェライト粒径が10μmを下回るフェライト均一微細組織として、高ｒ値で、面内異方性、すなわち｜r max−r min｜が小さい、冷延鋼板が製造できるとしている。
【００１１】
しかしながら、回転体として使用されるリテーナー等の絞り加工部品では、絞り加工後の真円度が重視されるため、絞り加工後の縦壁部のスプリングバックによる真円度不良が問題となる。この場合、降伏応力の面内異方性が小さくことが重要となる。しかし、特許文献３、特許文献４に記載された技術で製造された冷延鋼板では、降伏応力の面内異方性を、最近の要求値程度に十分に小さくすることができないという問題があった。
【００１２】
また、自動車車体には軟鋼板のほかに、車体の軽量化のために高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。とくに高強度鋼板では、スプリングバック現象や壁そり現象が起こり、狙いとする加工部品の形状が得られず、寸法精度不良が生じるという問題があった。なお、ここでいう「スプリングバック現象」とは、鋼板に曲げ変形を加えると、加工後の形状が、加工冶具の形状から離れて加工前の形状の方向にもどりやすくなるという現象であり、また「壁そり現象」とは、成形中の曲げ−曲げ戻しからの弾性回復により側壁部の平面が曲率を持った面になるという現象である。
【００１３】
このような高強度鋼板の成形加工に際して生じる現象のために、従来の自動車車体では、使用する鋼板は主として、440MPa以下の高強度鋼板に限定されていた。しかし、自動車車体の軽量化のためには、更なる高強度鋼板、例えば490MPa以上の高強度鋼板を使用することが要求されている。また、自動車や家電製品などの製品の形状精度を更に高めるため、440MPa以下の高強度鋼板や軟鋼板の加工後の形状凍結性を更に向上させることは、極めて重要なことである。
【００１４】
このような要求に対し、例えば、特許文献５には、形状凍結性に優れた冷延鋼板が提案されている。特許文献５に記載された冷延鋼板は、少なくとも1/2板厚から1/4板厚における板面の｛100｝〈011〉〜｛223｝〈110〉方位群のランダム強度比の平均値（A）が3.5以上、｛100｝〈011〉〜｛223｝〈110〉方位群中で｛100｝〈011〉方位のランダム強度比が最大でかつ4.5以上、｛554｝〈225〉、｛111｝〈112〉及び｛111｝〈110〉の方位のランダム強度比の平均値（B）が5.5以下、でかつ（A）/（B）が1.2以上を満足し、更に、圧延方向及びそれと直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが0.65以下であることを特徴とする冷延鋼板である。特許文献５に記載された技術によれば、曲げ加工性が飛躍的に向上し、スプリングバック量が少なく、形状凍結性が向上するとしている。
【特許文献１】特開平2−267231号公報
【特許文献２】特開平11−323476号公報
【特許文献３】特開平5−171292号公報
【特許文献４】特開平8−92655号公報
【特許文献５】特開2005−120453号公報
【非特許文献１】木野ら：材料とプロセス（CAMP−ISIJ） Vol.３（1990）、ｐ785〜786
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
特許文献５に記載された技術では、形状凍結性に特に優位な｛100｝〈011〉結晶方位を有する冷延鋼板を製造するために、冷延焼鈍板の母板となる熱延板を製造する際に、熱延・巻取条件を最適化し、ひずみ誘起粒界移動（SIBM：Strain Induced Boundary Migration）を起こし、｛100｝〈011〉方位を主方位とする粗大粒組織を作りこむことが極めて有効であるとしている。しかし、特許文献５に記載された技術によれば、α‐ファイバーに属する｛100｝〈011〉方位を主方位とする熱延板集合組織を強く発達させて、冷延−焼鈍後のrL値またはrC値、あるいは両方とも低下させた鋼板とすることができるが、ｒ値の面内異方性が大きくなり、絞り成形加工後のイヤリングの発生が抑制できなくなり、絞り成形加工において等方的な成形加工を行なうことが難しくなるという問題があった。
【００１６】
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、絞り成形後にピアス加工や打抜き加工などが施される、例えばリテーナー等の機械部品用として好適な、面内異方性が小さく、絞り成形加工後の形状凍結性のばらつきが少なく、イヤリングの発生が少なく打抜き性が良好な冷延鋼板、面内異方性の小さい冷延焼鈍板を製造できる冷延焼鈍母板用として好適な熱延鋼板、およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明でいう「面内異方性が小さい」とは、具体的に、次式
ΔYS=（YS０+YS90）/2−YS45
Δr=（r０+r90）/2−r45
で定義される、降伏応力YSの面内異方性｜ΔYS｜が４MPa以下、ｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が0.20以下の場合をいうものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、熱間圧延工程における集合組織形成に着目し、冷延焼鈍板の面内異方性に及ぼす、熱延板集合組織の影響について鋭意検討した。その結果、熱間圧延集合組織を制御することにより、冷延焼鈍板の降伏応力およびｒ値の面内異方性をともに小さくすることができるという知見を得た。すなわち、熱延板集合組織のうち、α‐ファイバーに属する｛100｝〈011〉方位のランダム強度比を適正範囲に調整するとともに、｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈110〉方位のランダム強度比を所定値以上とし、さらに同時にγ‐ファイバーに属する｛111｝〈112〉方位、｛111｝〈011〉方位のランダム強度比を適正値以下に調整することが肝要であることを見出した。さらにGoss方位に属する｛110｝〈001〉方位のランダム強度比を適正値以下に調整することにより、さらに冷延−再結晶焼鈍後の材質が改善されることを見出した。
【００１８】
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.025％、Si：0.01％、Mn：0.15％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.010％、Al：0.04％を含有するスラブを用いて、熱間圧延条件を変化させて4.5mm厚の熱延鋼板を作製した。得られた熱延鋼板について、Ｘ線回折測定により、板厚方向1/4層位置の集合組織を評価した。なお、集合組織は、Ｘ線回折測定により求めた正極点図をODF（Orientation Distribution Function）解析し、Eu1er空間（Bunge標記）のφ２=45度断面の２次元的強度分布より、三次元集合組織を評価した。
【００１９】
また、得られた熱延鋼板に酸洗処理を施したのち、冷間圧延（冷間圧延率：64％）および再結晶焼鈍（焼鈍温度：800℃）を施した。得られた冷延焼鈍板について、降伏応力およびｒ値の面内異方性を評価した。
なお、面内異方性は、圧延方向に対して０°、45°、90°の各方向から採取した試験片について、引張試験を実施して測定した、各方向の降伏応力（YS０、YS45、YS90）およびｒ値（r０、r45、r90）を用いて、次式
ΔYS=（YS０+YS90）/2−YS45、
Δｒ=（r０+r90）/2−r45
より評価した。また、得られた熱延鋼板の光学顕微鏡組織（倍率：100倍）を観察し、切断法によりフェライトの平均結晶粒径を求めた。得られた結果を表１に示す。
【００２０】
【表１】
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表１から、α‐ファイバーに属する｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈110〉方位のランダム強度比が10以上で、γ‐ファイバーに属する｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位のランダム強度比が１以下である熱延鋼板（No.５〜No.10）は、冷延−再結晶焼鈍後の降伏応力の面内異方性｜ΔYS｜が４MPa以下、ｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が0.20以下と、冷延焼鈍板の降伏応力およびｒ値の面内異方性をともに小さくすることができることが分かる。なお、表１から、冷延焼鈍板の降伏応力およびｒ値の面内異方性をともに小さくするためには、フェライト粒の大きさも関係しており、フェライトの平均結晶粒径を40〜60μmの範囲とすることが好ましいことも分かる。
【００２１】
さらに、Goss方位である｛110｝〈001〉方位のランダム強度比が１以下である熱延鋼板（No.７〜No.10）は｜ΔYS｜が３MPa以下、｜Δｒ｜が0.15以下という面内異方性をさらに小さくすることができることが分かる。
また、質量％で、Ｃ：0.025％、Si：0.01％、Mn：0.15％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.010％、Al：0.04％を含有するスラブを用いて、熱間圧延条件を変化させて4.0mm厚の熱延鋼板を作製した。得られた熱延鋼板に酸洗処理を施したのち、冷間圧下率：60％の冷間圧延を施し冷延板とし、ついで焼鈍温度：800℃の再結晶焼鈍を施し、冷延焼鈍板（冷延鋼板）とした。得られた冷延焼鈍板について、Ｘ線回折測定により、板厚方向1/4層位置の集合組織を評価した。なお、集合組織の評価は、Ｘ線回折測定により求めた正極点図をODF（Orientation Distribution Function）解析し、Eu1er空間（Bunge標記）のφ２=45度断面の２次元的強度分布より、三次元集合組織を評価した。得られた各方位のＸ線ランダム強度比（以下、単にランダム強度比ともいう）から、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘ、および｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉各方位のランダム強度比の算術平均Ｙをそれぞれ求め、さらに｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘと｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙとの比、Ｘ／Ｙを算出した。なお、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群に含まれる主な方位は、｛001｝〈110〉、｛118｝〈110〉、｛115｝〈110〉、｛113｝〈110〉である。
【００２２】
また同時に、得られた冷延焼鈍板について、ｒ値の面内異方性を評価した。なお、ｒ値の面内異方性は、圧延方向に対して０°、45°、90°の各方向から採取した試験片について、引張試験を実施して測定した、各方向のｒ値（r０、r45、r90）を用いて、次式
Δｒ=（r０+r90）/2−r45
より評価した。
【００２３】
得られた結果を、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘ、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙ、およびそれらの比Ｘ／ＹとΔｒとの関係で図１に示す。
図１から、特定方位が発達した集合組織を形成せずに、｜Δｒ｜が0.20以下と面内異方性が小さく、等方性を示す場合は、冷延焼鈍板で、α‐ファイバーに属する｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘとγ‐ファイバーに属する｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉各方位のランダム強度比の算術平均Ｙがともに5.0以下で、かつ｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘと｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙとの比、Ｘ／Ｙが1.0〜3.0を満足する、特定方位が発達しない場合に限られることがわかる。
本発明は上記した知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
【００２４】
（１）質量％で、Ｃ：0.01〜0.05％、Si：0.2％以下、Mn：0.50％以下、Al：0.005〜0.10％、Ｐ： 0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径が40〜60μmであるフェライト相単相で、かつ、｛118｝〈110〉および｛115｝〈110〉のランダム強度比がそれぞれ10以上、｛111｝〈110〉および｛111｝〈121〉のランダム強度比がそれぞれ１以下である組織と、を有することを特徴とする熱延鋼板。
【００２５】
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする熱延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.05％、Zr：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする熱延鋼板。
【００２６】
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0050％を含有する組成とすることを特徴とする熱延鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組織がさらに、｛110｝〈001〉のランダム強度比が２以下である組織であることを特徴とする熱延鋼板。
（６）鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするに当り、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.01〜0.05％、Si：0.2％以下、Mn：0.50％以下、Al：0.005〜0.10％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、前記仕上圧延を、Ar３変態点以下の温度域で少なくとも３パス以上かつ該温度域における累積圧下率が20〜90％で、圧延終了温度が700〜850℃、巻取り温度が600〜800℃である圧延とすることを特徴とする冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板の製造方法。
【００２７】
（７）（６）において、前記仕上圧延において、仕上ミルスタンドの入側又は仕上ミルスタンド前段にて被圧延材の表面温度を一旦Ar３変態点以下まで冷却したのち、圧延することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
（８）（６）または（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu:1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【００２８】
（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.05％、Zr：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
（１０）（６）ないし（９）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0050％を含有する組成とすることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【００２９】
（１１）（１）ないし（５）のいずれかに記載の熱延鋼板に、酸洗処理、冷間圧延および再結晶焼鈍を施してなる冷延鋼板であって、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘが5.0以下、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙが5.0以下であり、かつそれらの比、Ｘ／Ｙが1.0〜3.0を満足することを特徴とする面内方性が小さい冷延鋼板。
【００３０】
（１２）鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、さらに酸洗処理、冷間圧延を施して冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板に再結晶焼鈍を施す冷延鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.01〜0.05％、Si：0.2％以下、Mn：0.50％以下、Al：0.005〜0.10％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、前記仕上圧延を、Ar３変態点以下の温度域で少なくとも３パス以上かつ該温度域における累積圧下率が20〜90％で、圧延終了温度が700〜850℃、巻取り温度が600〜800℃である圧延とすることを特徴とする面内異方性が小さい冷延鋼板の製造方法。
【００３１】
（１３）（１２）において、前記仕上圧延において、仕上ミルスタンドの入側又は仕上ミルスタンド前段にて被圧延材の表面温度を一旦Ar３変態点以下まで冷却したのち、圧延することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（１４）（１２）または（１３）において、前記冷間圧延が、圧下率：50〜80％の冷間圧延とすることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
【００３２】
（１５）（１２）ないし（１４）のいずれかにおいて、前記再結晶焼鈍が、焼鈍温度：700〜900℃の焼鈍とすることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（１６）（１２）ないし（１５）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu:1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
【００３３】
（１７）（１２）ないし（１６）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.05％、Zr：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（１８）（１２）ないし（１７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0050％を含有する組成とすることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３４】
本発明によれば、特別な冷間圧延および再結晶焼鈍を行うことなく、通常の冷間圧延および連続焼鈍方法によって、降伏応力およびｒ値の面内異方性が小さく形状凍結性に優れ、かつイヤリングの発生を抑制し打抜き性に優れた冷延鋼板が容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３５】
まず、本発明熱延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下組成における質量％は、単に％と記す。
Ｃ：0.01〜0.05％
Ｃは、鋼板の絞り成形性に影響を及ぼす元素であり少ないほうが好ましいが、0.01％未満では打抜き加工性が低下する。一方、0.05％を超えて含有すると、絞り成形性が低下する。このため、Ｃは0.01〜0.05％の範囲に限定した、なお、好ましくは0.015〜0.04％である。
【００３６】
Si：0.2％以下
Siは、鋼を固溶強化する働きを有する元素であるが、0.2％を超えて多量に含有すると、熱間圧延時にスケール欠陥が発生し、冷延焼鈍板の表面品質を悪化させるため、できるだけ低減することが望ましい。このため、Siは0.2％以下に限定した。なお、0.001％未満までの極端な低減は、製鋼コストの増大を招くため、Siは0.001％以上とすることが好ましい。なお、製鋼上の問題が無ければ、更に低くても良いことは言うまでもない。より好ましくは0.001〜0.1％である。
【００３７】
Mn：0.50％以下
Mnは、鋼板を固溶強化する働きを有する元素であり、0.50％を超えて多量に含有するとAr３変態点が低下し、所望の熱延板集合組織が得にくくなる。このため、Mnは0.50％以下に限定した。なお、0.01％未満までの極端な低減は、製鋼コストの増大を招く。このため、0.01％以上とすることが好ましい。なお、製鋼上の問題が無ければ、更に低くても良い。なお、好ましくは0.05〜0.40％、より好ましくは0.05〜0.25％である。
【００３８】
Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として寄与するとともに、Ｎと結合し、炭窒化物や硫化物形成元素の歩留り向上に寄与する元素であり、この効果を発揮させるためには0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、製鋼時のノズル詰まりなどのトラブルを発生させやすくなる。このため、Alは0.005〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.06％である。
【００３９】
Ｐ： 0.05％以下
Ｐは、鋼板を固溶強化する働きを有する元素であるが、0.05％を超える含有は、Ｐ偏析が顕著となり、冷延焼鈍板の絞り成形後の脆性を助長し延性を低下させるとともに、絞り成形時後の縦壁部のスプリングバックによる真円度不良などの成形性を低下させる。このため、Ｐは0.05％以下に限定した。なお、0.001％未満までの低減は、製鋼コストの増大を招くため、Ｐは0.001％以上とすることが好ましい。製鋼上の問題が無ければ0.001％より更に低くても良い。なお、好ましくは0.001〜0.04％である。
【００４０】
Ｓ：0.05％以下
Ｓは、Ti４C２S２、MnSなどの硫化物を形成する元素であるが、0.05％を超えて含有すると熱間圧延時の靭性を低下させる。このため、Ｓは0.05％以下に限定した。なお、0.001％未満までの低減は、製鋼コストの増大を招くため、Ｓは0.001％以上とすることが好ましい。製鋼上の問題が無ければ0.001％より更に低くても良い。なお、好ましくは0.001〜0.02％である。
【００４１】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、絞り成形性に悪影響を及ぼす元素であり、0.01％を超える含有は、冷延焼鈍板の耐時効性が低下するとともに、Ｎを固定するための合金元素量の増大を招く。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。また、0.0010％未満までの低減は製鋼コストの増大を招くため、Ｎは0.0010％以上とすることが好ましい。
【００４２】
Ｏ：0.01％以下
Ｏは、絞り成形性に悪影響を及ぼす元素であり、0.01％を超える含有は、介在物起因の割れが発生しやすくなる。このため、Ｏは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.006％以下である。また、0.0010％未満までの低減は製鋼コストの増大を招くため、Ｏは0.0010％以上とすることが好ましい。
【００４３】
上記した成分が基本成分であるが、必要に応じて、上記した組成に加えてさらに、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.05％、Zr：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｂ：0.0001〜0.0050％、を含有してもよい。
【００４４】
Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Mo、Crはいずれも、鋼の強度を増加させる元素であり、強度調整のため必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Mo：0.01％以上、Cr：0.01％以上含有することが望ましいが、Cu：1.0％、Ni：1.0％、Mo：1.0％、Cr：1.0％をそれぞれ超えて含有すると、Ar３変態点の低下および熱延鋼板のフェライト粒径が40μm未満に細粒化する。このため含有する場合には、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下にそれぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくは、Cu：0.05〜0.5％、Ni：0.05〜0.5％、Mo：0.05〜0.3％、Cr：0.05〜0.9％である。
【００４５】
Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、V：0.001〜0.05％、Zr：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Ｖ、Zrはいずれも、炭化物、窒化物、炭硫化物を形成し、固溶Ｃ、固溶Ｎの低減に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ti、Nb、Ｖ、Zrをいずれも、0.001％以上含有することが望ましい。一方、Ti、Nb、Ｖ、Zrをそれぞれ0.05％を超えて含有すると、熱延鋼板のフェライト粒径が40μm未満に細粒化する。このため含有する場合には、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.05％、Zr：0.001〜0.05％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.005〜0.03％、Ｖ：0.01〜0.05％、Zr：0.01〜0.05％である。
【００４６】
Ｂ：0.0001〜0.0050％
Ｂは、粒界に顕著に偏析して、絞り成形部品の２次加工脆性を改善する働きを有する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが望ましい。一方、0.0050％を超えて含有すると、熱間圧延途中にBNが析出し、熱延鋼板のフェライト粒径が40μm未満に細粒化する。このため、含有する場合には、Ｂは0.0001〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、Ｂ：0.0002〜0.00035％である。
【００４７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
つぎに、本発明熱延鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、｛118｝〈110〉方位および｛115｝〈110〉方位のランダム強度比がそれぞれ10以上、かつ｛111｝〈110〉方位および｛111｝〈121〉方位のランダム強度比がそれぞれ１以下、あるいはさらに｛110｝〈001〉方位のランダム強度比が２以下である集合組織と、平均結晶粒径が40〜60μmであるフェライト相単相からなる金属組織と、を有する。なお、集合組織は、本発明では、板厚方向1/4層位置にてＸ線回折測定により求めた正極点図をODF（Orientation Distribution Function）解析し、Eu1er空間（Bunge標記）のφ２=45度断面の２次元的強度分布より求めたものを用いるものとする。
【００４８】
α‐ファイバーに属する｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈110〉方位のランダム強度比は、冷延−焼鈍板の45°方向の機械的性質に影響を及ぼし、γ‐ファイバーに属する｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位のランダム強度比は、冷延−焼鈍板の０°、90°方向の機械的性質に影響を及ぼすことから、本発明では、α‐ファイバーとγ‐ファイバーに属する集合組織を同時に制御することを必要とする。
【００４９】
α‐ファイバーに属する、｛118｝〈110〉方位、および｛115｝〈110〉方位のＸ線ランダム強度比：10以上
熱延鋼板において、α‐ファイバーに属する、｛118｝〈110〉方位、および｛115｝〈110〉方位のランダム強度比が10未満では、冷延−焼鈍板において、圧延方向となす角度が45°の方向のｒ値が低減しやすく、ｒ値の面内異方性の指数である｜Δｒ｜、および降伏応力YSの面内異方性の指数である｜ΔYS｜の増加を招く。このため、｛118｝〈110〉方位、および｛115｝〈110〉方位のランダム強度比は10以上に限定した。なお、好ましくは12以上20以下である。なお、熱延鋼板の｛118｝〈110〉方位、および｛115｝〈110〉方位のランダム強度比が20を超えると、冷間圧延−再結晶焼鈍後の冷延鋼板の、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘと、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙとの比、Ｘ／Ｙが3.0を超えて大きくなりやすく、｜Δｒ｜が増加する。これはＣ方向のｒ値ｒ90、Ｌ方向のｒ値ｒ０、のうち、ｒ90またはｒ0あるいは両方とも0.60以下となるためである。
【００５０】
γ‐ファイバーに属する、｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位のＸ線ランダム強度比：１以下
冷間圧延および再結晶焼鈍により発達する集合組織は、γ‐ファイバーに属する｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位であり、これらの集合組織を強く発達させることは、冷延鋼板の面内異方性の増加に繋がる。熱延鋼板において、これらの方位のランダム強度比が１を超える場合は、冷延−再結晶焼鈍板において、圧延方向となす角度が0°および90°の方向のｒ値が増加しやすく、ｒ値の面内異方性の指数である｜Δｒ｜、および降伏応力YSの面内異方性の指数である｜ΔYS｜の増加を招く。このため、冷延焼鈍板の母板である熱延鋼板において、｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位のランダム強度比は１以下と小さいことが好ましい。
【００５１】
｛110｝〈001〉方位のランダム強度比：２以下
熱延鋼板において、α‐ファイバーおよびγ‐ファイバーに属さない、｛110｝〈001〉方位（Goss方位）のランダム強度比が２を超えると、冷延鋼板のｒ値および降伏応力YSの面内異方性が増大する。なお、より好ましくは１以下である。
また、本発明熱延鋼板の金属組織は、平均結晶粒径が40〜60μmであるフェライト相単相からなる組織とする。なお、ここでいう「フェライト相単相」とは、フェライト相が100体積％、またはフェライト相と、第二相として３体積％以下のフェライト相以外の相を含む場合をいうものとする。また、フェライト相はポリゴナルフェライトを意味するものとする。
【００５２】
フェライト相以外の第二相は、冷延−再結晶焼鈍時の集合組織形成に影響を及ぼし、冷延焼鈍板の機械的材質の面内異方性を変化させる。このため、本発明熱延鋼板の金属組織は、フェライト相単独（100体積％）とするか、あるいは第二相を含有する場合でも、３体積％以下とできるだけ少なくすることが好ましい。
フェライト相の平均結晶粒径：40〜60μm
フェライト相の平均結晶粒径が40μm未満では、冷延−再結晶焼鈍後に、γ‐ファイバーに属する｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位が発達しすぎて、｜Δｒ｜の増加を招く。一方、フェライト粒径が60μmを超えて大きくなると、冷延−再結晶焼鈍後のフェライト粒径が粗大化し、絞り成形後の表面荒れが発生し易くなるとともに、機械的特性（ｒ値、降伏応力）の面内異方性が増加する。したがって、フェライト相の平均粒径は40〜60μmの範囲に限定した。なお、好ましくは45〜55μmである。
【００５３】
なお、フェライト相の平均結晶粒径は、板厚1/4層位置の光学顕微鏡または走査型顕微鏡組織写真を撮像し、該組織写真から、切断法により平均結晶粒切片を求めた後、公称粒径に換算した値を用いるものとする。
次に、本発明の熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明の製造方法では、上記した組成を有する鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とする。
鋼素材の製造方法は、上記した組成を有するものであれば、その製造方法はとくに限定されないが、上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法を用いて溶製したのち、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００５４】
得られた鋼素材は、ついで粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施される。本発明の熱間圧延においては、鋼素材の加熱温度はとくに限定する必要はないが、本発明では、仕上圧延ミル内での温度履歴を制御する必要があり、必要以上に高温な鋼素材を用いた場合には、仕上圧延前に待機あるいは冷却等を施すことが必要となる。このため、鋼素材の加熱温度は、1250℃〜Ar３変態点の範囲の温度とすることが好ましい。なお、鋼素材が、Ar３変態点よりも高温である場合には、加熱せずに熱間圧延する直送圧延を実施することもできる。この際、補助的に加熱を施しても良いことは言うまでもない。一方、鋼素材が、Ar３変態点よりも低温である場合には、再加熱してAr３変態点よりも高温に加熱することが好ましい。
【００５５】
本発明の製造方法では、粗圧延の条件はとくに限定する必要はないが、均一なオーステナイト（γ）組織を得るという観点からは、粗圧延での圧下率を70％以上、望ましくは80％以上とし、粗圧延の圧延終了温度をAr３変態点以上、望ましくは950℃〜1150℃の範囲とすることがより好ましい。
粗圧延により鋼素材をシートバーとしたのち、該シートバーに仕上圧延を施し、熱延鋼板とする。仕上圧延は、Ar３変態点以上の温度で圧延を開始し、Ar３変態点以下の温度域で３パス以上かつ該温度域における累積圧下率を20〜90％、圧延終了温度を700〜850℃、巻取り温度を600〜800℃とする圧延とする。
【００５６】
Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率：20〜90％
仕上圧延において、Ar３変態点以下、好ましくはAr１変態点以上の温度域での累積圧下率を20〜90％の範囲とすることにより、冷延−再結晶焼鈍後の鋼板の降伏強さの面内異方性｜ΔYS｜およびｒ値の面内異方性｜Δｒ｜を小さくすることができる。これは、Ar３変態点以下、好ましくはAr１変態点以上の温度域での累積圧下率を20〜90％の範囲とすることにより、α‐ファイバーに属する｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈110〉方位のランダム強度比を10以上で、かつγ‐ファイバーに属する｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位のランダム強度比を１以下とすることができるためである。
【００５７】
図２にｒ値の面内異方性ΔｒとAr３変態点以下の温度域での累積圧下率との関係を、また、図３に降伏強さの面内異方性ΔYSとAr３変態点以下の温度域での累積圧下率との関係を示す。図４〜図７には、各方位のランダム強度比とAr３変態点以下の温度域での累積圧下率との関係を示す。なお、図２〜図７に示す結果は、質量％で、Ｃ：0.025％、Si：0.01％、Mn：0.15％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.010％、Al：0.04％を含有するスラブを用いて、粗圧延前スラブ温度：1100℃、粗圧延圧下率：85％、粗圧延終了温度：1050℃の条件でシートバーを得て、該シートバーに、仕上圧延ミル内の冷却水量または仕上圧延前待機などの方法を取って仕上圧延ミル内の鋼板温度履歴を制御し、巻取り温度：700℃とする仕上圧延を施して、熱延鋼板としたのち、酸洗し、冷間圧延（圧下率：64％）と、再結晶焼鈍（焼鈍温度：800℃）を行って得た、冷延−再結晶焼鈍板について、ｒ値および降伏強さの面内異方性、Δｒ及びΔYSを求めたものである。
【００５８】
図２、図３から、Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率が20％未満では、冷延−再結晶焼鈍板のｒ値および降伏強さの面内異方性が大きくなり、一方、累積圧下率が90％を超えると、急激に面内異方性が大きくなり、安定した材質が得にくい。また、図４〜図７から、Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率が20〜90％とすることにより、熱延板における、α‐ファイバーに属する｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈110〉方位のランダム強度比を10以上で、かつγ‐ファイバーに属する｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位のランダム強度比を１以下とすることができる、ことがわかる。
【００５９】
なお、図示していないが、Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率が20％未満では、ポリゴナルフェライト単相組織であるが、フェライト相の平均結晶粒径が40μm未満となり、一方、累積圧下率が90％を超えると、フェライト相の平均結晶粒径が60μm超えとなる。このようなことから、Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率は20〜90％の範囲に限定した。なお、好ましくは50〜80％である。
【００６０】
Ar３変態点以下の温度域でのパス数：３パス以上
仕上圧延においては、被圧延材（鋼板）の板厚方向表面側では、せん断応力が働き、鋼板表面温度が高い場合は不均一に結晶粒粗大化が進行しやすい。せん断応力の付与は、熱延板での｛110｝〈001〉方位の発達を助長するため、冷延焼鈍板での絞り加工後の等方的変形を阻害しイヤリングが増加する。そのため、仕上圧延の最終段の１パスまたは最終二段の２パスで、大きな圧下率の圧延を行なうと、不均一な結晶粒成長が起こり易くなる。そこで、本発明では、Ar３変態点以下、好ましくは700℃以上の温度域でのパス数を３パス以上とし、圧延歪付与と粒成長を繰り返すことによって均一な結晶粒と、熱延集合組織を得ることとした。
【００６１】
仕上圧延の圧延終了温度：700〜850℃
圧延終了温度は、700℃以上とする。圧延終了温度が700℃未満では、所望の均一な組織が得られにくく、また、所望の巻取り温度を確保できにくい。一方、圧延終了温度が850℃を超える高温となると、｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈121〉方位が十分に発達しない。このため、仕上圧延の圧延終了温度は700〜850℃の範囲に限定した。
【００６２】
巻取り温度：600〜800℃
巻取り温度は、所望のフェライト相（ポリゴナルフェライト）単相の組織を確保するために重要である。巻取り温度が600℃未満では、所望のフェライト相単相の組織が得られにくい。一方、巻取り温度が800℃を超えて高温となると、異常粒成長による組織の不均一化が進行しやすい。このため、巻取り温度は600〜800℃に限定した。なお、好ましくは650〜750℃である。
【００６３】
なお、仕上圧延においては、仕上圧延ミルスタンドの入側又は仕上圧延ミルスタンド前段にて被圧延材(鋼板)の表面温度を、水冷却等の手段により一旦Ar３変態点以下まで冷却することが好ましい。これにより、鋼板表面側の粒成長を抑制することができ、冷延−再結晶焼鈍板の面内異方性を安定して小さくできる。なお、「仕上圧延ミルスタンド前段」とは、仕上圧延ミルスタンドの１〜４段までをいうものとする。
つぎに、本発明冷延鋼板について説明する。
本発明の冷延鋼板は、上記した組成、組織を有する熱延鋼板に、さらに酸洗処理、冷間圧延、再結晶焼鈍を施してなる、冷延鋼板（冷延焼鈍板）である。
【００６４】
本発明の冷延鋼板は、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘが5.0以下、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙが5.0以下であり、かつそれらの比、Ｘ／Ｙが1.0〜3.0を満足する、集合組織を有する。
α‐ファイバーである｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘが5.0を超えると、冷延鋼板のｒ0またはｒ90、あるいはこれらの両方ともが著しく減少するため、また、γ‐ファイバーである｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙが5.0を超えると、冷延鋼板のｒ0またはｒ90、あるいはこれらの両方ともが著しく増加するため、｜Δｒ｜および｜ΔYS｜が増加し、絞り加工時の均一変形が阻害される。このようなことから、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘ、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙは、ともに5.0以下に限定した。なお、好ましくはＸ、Ｙともに3.5以下である。
【００６５】
また、ＸとＹとの比、Ｘ／Ｙが、1.0未満では、α‐ファイバーの発達が不十分となるため、｜Δｒ｜および｜ΔYS｜が増加する。一方、3.0を超えると、α‐ファイバーが過剰に発達するため、｜Δｒ｜および｜ΔYS｜が増加する。このようなことから、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘと｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙとの比、Ｘ／Ｙを1.0〜3.0の範囲に限定した。
【００６６】
つぎに、本発明冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
上記した熱延鋼板の製造方法を用いて製造された熱延鋼板に、さらに酸洗処理、冷間圧延、再結晶焼鈍を施し、冷延焼鈍板とする。
酸洗処理は、熱延鋼板を塩酸水溶液等の、常用の酸洗液中に浸漬し、熱延鋼板表面に形成された酸化スケールを除去する処理とすることが好ましい。
【００６７】
酸洗処理を施された熱延鋼板は、ついで冷間圧延を施され、冷延板とされる。冷間圧延の条件はとくに限定する必要はないが、冷間圧下率を50〜80％とすることが好ましい。冷間圧下率が50％未満では、再結晶焼鈍時に異常粒成長が生じる懸念がある。というのは、本発明で使用する熱延鋼板の結晶粒が平均粒径で40〜60μｍと粗大であるため、冷間圧延で導入される歪が不均一となりやすいためである。一方、冷間圧下率が80％を超えて大きくなると、γ‐ファイバーである｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比が増加し、異方性が増大する恐れがある。このようなことから、冷間圧下率は50〜80％の範囲に限定することが好ましい。
【００６８】
冷延板はついで、再結晶焼鈍を施され、冷延焼鈍板（冷延鋼板）とされる。再結晶焼鈍条件は、常用の条件でよく、とくに限定する必要はないが、焼鈍温度：700〜900℃とすることが好ましい。焼鈍温度が700℃未満では、再結晶が十分に進行せず、所望の集合組織が得られない恐れがあるとともに、延性も低下する。一方、焼鈍温度が900℃を超えると、γ域での焼鈍となるため、冷却時にγ→α変態が進行し、所望の集合組織が確保できなくなる。このようなことから、再結晶焼鈍の焼鈍温度は700〜900℃の範囲の温度とすることが好ましい。なお、より好ましくは750〜850℃である。
【実施例】
【００６９】
（実施例１）
表２に示す組成を有する鋼素材（スラブ）（肉厚：220mm）を、常用の溶製方法、および常用の鋳造方法で作製した。これら鋼素材（スラブ）を、加熱温度：1100〜1260℃に加熱したのち、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板（板厚：4.5mm）とした。
【００７０】
粗圧延の圧下率は85％、粗圧延の圧延終了温度は950〜1080℃とした。また、仕上圧延の圧延開始温度は910〜1010℃、仕上圧延ミル内でのAr３変態点以下の圧下率を17〜68％、仕上圧延ミル内でのAr3変態点以下の圧延パス回数を２〜５パス、仕上圧延終了温度を780〜830℃、巻取り温度を670〜710℃とした。熱間圧延条件を纏めて表３に示す。
得られた熱延鋼板について、組織観察および集合組織測定を行なった。
【００７１】
（１）組織観察
得られた各熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面を研磨しナイタール腐食して、光学顕微鏡を用いて撮像し、組織の種類、および切断法により平均結晶粒径を求めた。
（２）集合組織測定
得られた各熱延鋼板の表面から板厚の1/4深さまでを削った後、最表面を化学研磨したものを集合組織測定用試験片とした。これら試験片を用い、Ｘ線回折測定により正極点図を求め、得られた正極点図をODF（Orientation Distribution Function）解析し、Eu1er空間（Bunge標記）のφ２=45度断面の２次元的強度分布を求め、ランダム試験片に対する強度比（ランダム強度比）を算出した。
【００７２】
ついで、これら熱延鋼板を酸洗し、圧下率：64％の冷間圧延と、焼鈍温度：800℃の再結晶焼鈍とを施し、冷延焼鈍板とした。
得られた冷延焼鈍板から、引張試験片（JIS ５号試験片）を圧延方向に対して引張方向が、０°、45°、90°となるように採取した。これら試験片を用いて引張試験を実施し、降伏強さYSおよびｒ値を測定した。得られた各方向の降伏強さYSおよびｒ値から、上記した式で定義される降伏強さの面内異方性ΔYS、ｒ値の面内異方性Δｒを算出した。
【００７３】
また、得られた冷延焼鈍板から、試験板（大きさ：ｔ×90mmφ）を採取し、絞り加工を施し、成形性を評価した。絞り加工は、ポンチ径：50mmφ、ダイ肩半径Ｒ：５mmで行った。成形性は、絞り加工後のイヤリング率Eaで判定した。イヤリング率Eaは次式
Ea（％）＝｛２×（He−Ht）／（He＋Ht）｝×100
（ここで、He：耳部の平均高さ（mm）、Ht：谷部の平均高さ（mm））
を用いて算出した。Eaが２％以下を○、２％超えを×として評価した。
【００７４】
また、得られた冷延焼鈍板から、試験片を採取し、該試験片の表面から板厚の1/4深さまでを削った後、最表面を化学研磨し、集合組織測定用試験片とした。これら試験片を用い、熱延鋼板と同様に、Ｘ線回折測定により正極点図を求め、得られた正極点図をODF（Orientation Distribution Function）解析し、Eu1er空間（Bunge標記）のφ２=45度断面の２次元的強度分布を求め、ランダム試験片に対する強度比（ランダム強度比）を算出した。そして得られた各方位のランダム強度比を用いて、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘ、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙを算出し、さらにＸとＹの比、Ｘ／Ｙを求めた。
【００７５】
得られた結果を表４に示す。
【００７６】
【表２】
2007291514.tif 000004
【００７７】
【表３】
2007291514.tif 000005
【００７８】
【表４】
2007291514.tif 000006
本発明例は、いずれも、フェライト相単相であり、平均結晶粒径は40μm〜60μmの範囲となり、α‐ファイバーに属する｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈110〉方位のランダム強度比が10以上で、γ‐ファイバーに属する｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位のランダム強度比が１以下の集合組織を有する熱延鋼板であり、これら熱延鋼板にさらに冷延、再結晶焼鈍を施した冷延焼鈍板は、｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘが5.0以下、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均Ｙが5.0以下で，かつＸとＹの比、Ｘ／Ｙが1.0〜3.0の範囲内となる集合組織を有し、｜Δr｜が0.20以下、｜ΔYS｜が４MPa以下を満足し、極めて面内異方性が小さく、良好な成形性を有する冷延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、フェライトの平均結晶粒径、集合組織のいずれかあるいは全てが本発明の範囲をはずれ、冷延焼鈍板の面内異方性｜Δｒ｜、｜ΔYS｜が大きく、成形性も低下している。
【００７９】
（実施例２）
表２に示す鋼No.A1組成の鋼素材（肉厚：220mm）に、表５に示す条件で、粗圧延および仕上圧延を施し熱延鋼板（板厚：3.9mm）とした。粗圧延は、表５に示す条件の、圧下率：85％とし、シートバーを得た。ついで、該シートバーに、仕上圧延ミル内の冷却水量または仕上圧延前待機などの方法を用いて、仕上圧延ミル内の鋼板温度履歴を制御する仕上圧延を施し、熱延鋼板とした。仕上圧延条件を表５に併記して示す。
【００８０】
得られた熱延鋼板について、実施例１と同様に、組織観察および集合組織測定を行なった。ついで、これら熱延鋼板に酸洗と、圧下率：64％の冷間圧延と、焼鈍温度：800℃の再結晶焼鈍とを施し冷延焼鈍板とした。
得られた冷延焼鈍板について、実施例１と同様に、引張試験片（JIS 5号試験片）を圧延方向に対して引張方向が、０°、45°、90°となるように採取し、引張試験を実施し、降伏強さYSおよびｒ値を測定した。得られた各方向の降伏強さYSおよびｒ値から、上記した式で定義されるΔYS、Δｒを算出した。
【００８１】
得られた結果を表６に示す。
【００８２】
【表５】
2007291514.tif 000007
【００８３】
【表６】
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本発明例は、いずれも、フェライト相単相であり、平均結晶粒径は40μm〜60μmの範囲となり、α‐ファイバーに属する｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈110〉方位のランダム強度比が10以上で、γ‐ファイバーに属する｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位のランダム強度比は１以下の集合組織を有する熱延鋼板であり、これら熱延鋼板にさらに冷延、再結晶焼鈍を施した冷延焼鈍板は、｜Δｒ｜が0.20以下、｜ΔYS｜が４MPa以下を満足し、極めて面内異方性が小さい冷延鋼板となっている。
【００８４】
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、フェライトの平均結晶粒径、集合組織のいずれかが本発明の範囲をはずれ、冷延焼鈍板の面内異方性｜Δｒ｜、｜ΔYS｜が大きくなっている。
例えば、鋼板No.61は、仕上圧延にてAr３変態点以下の温度域での圧延を行なわなかった例であり、集合組織、およびフェライト平均粒径が本発明範囲から外れており、冷延焼鈍板の｜Δｒ｜が0.20を超え、および｜ΔYS｜が４MPaを超えて、冷延焼鈍板の面内異方性が大きくなっている。また、鋼板No.62、No.63は、Ar３変態点以下の温度域での圧延を仕上圧延の最終段のみの１パス、または最終二段でのみの2パスを行なった例であり、平均結晶粒径が40μm、42μmの粗大なフェライト結晶粒を有する熱延鋼板が得られ、｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈110〉方位のランダム強度比が10以上となるが、｛111｝〈110〉方位、｛111｝〈121〉方位のランダム強度比が1.0超え、｛110｝〈001〉方位のランダム強度比が２超えで、冷延焼鈍板の面内異方性が大きくなっている。なお、鋼板No.62は、最終段での圧下率を大きくしているため、圧延方向に展伸したフェライト粒が混在し、フェライト相の形態が×となっている。
【００８５】
また、鋼板No.64は、Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率が本発明範囲を高く外れているため、｛118｝〈110〉方位、｛115｝〈110〉方位のランダム強度比が20超えと、著しく高くなり、冷延焼鈍板の面内異方性が大きくなっている。また、鋼板No.64は、さらに巻取り温度が本発明範囲を低く外れているため、結晶粒成長が起こりにくく平均結晶粒径が40μm未満の微細フェライト粒となるとともに、圧延方向に展伸したフェライト粒が混在し、フェライト相の形態が×となっている。
【図面の簡単な説明】
【００８６】
【図１】（ａ）｛001｝〈110〉〜｛113｝〈110〉方位群のランダム強度比の算術平均Ｘ、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉および｛554｝〈225〉方位のランダム強度比の算術平均ＹとΔｒとの関係、（ｂ）ＸとＹの比、Ｘ／ＹとΔｒとの関係、を示すグラフである。
【図２】Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率とΔｒとの関係を示すグラフである。
【図３】Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率とΔYSとの関係を示すグラフである。
【図４】Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率と｛118｝〈110〉方位のランダム強度比との関係を示すグラフである。
【図５】Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率と｛115｝〈110〉方位のランダム強度比との関係を示すグラフである。
【図６】Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率と｛111｝〈110〉方位のランダム強度比との関係を示すグラフである。
【図７】Ar３変態点以下の温度域での累積圧下率と｛111｝〈121〉方位のランダム強度比との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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